扩散焊接制备Ti-TiBw/Ti层状复合材料的方法

摘要

扩散焊接制备Ti-TiBw/Ti层状复合材料的方法。本发明涉及一种具有层状结构的Ti-TiBw/Ti复合材料的制备方法。本发明为解决现有层状钛基复合材料层的平整性和均匀性难以保证的技术问题，方法：一、称取原料；二、TiBw/Ti复合材料的制备；三、TiBw/Ti复合材料箔材的制备；四、层状Ti-TiBw/Ti复合材料的制备。本发明制备的Ti-TiBw/Ti层状复合材料具有良好的平整性和均匀性，具有较高的致密度大，致密度可达99.3%，通过调整Ti板、TiBw/Ti复合材料板材的厚度以及两者之间的层厚比和增强体的体积分数，可以实现层状材料强塑性和强韧化的控制，且断裂韧性获得较大提高。

说明书

技术领域

本发明涉及一种具有层状结构的Ti-TiBw/Ti复合材料的制备方法。

背景技术

Ti基复合材料是21世纪具有极大发展潜力的轻质高强结构材料，但是加入增强体的 同时往往会牺牲材料的塑性和韧性。而层状结构材料在发挥材料的强韧性和强塑性方面发 挥着很显著的效果。这是因为一般层状结构包括脆性相层和塑性相层，脆性相层起到强化 和延迟局部颈缩的作用，而塑性相层则会在塑性变形过程中吸收大量的变形功，并起到裂 纹钝化和裂纹偏转的作用。

目前制备层状钛基复合材料的传统工艺有轧制复合、热压烧结、热喷涂、表面堆焊和 自耗电弧熔炼法，然而在制备过程中却出现难以控制层的平整性和均匀性的问题，极大的 限制了层状钛基复合材料的工业生产和基础研究，此外，由于热压烧结所获材料层厚介于 亚毫米级别，而微米及亚微米尺度的材料会获得更为显著的增强效果，因此制备多尺度的 层状复合材料成为21世纪结构材料的发展趋势。

发明内容

本发明为解决现有层状钛基复合材料层的平整性和均匀性难以保证的技术问题，而提 供一种扩散焊接制备Ti-TiBw/Ti层状复合材料的方法。

本发明的扩散焊接制备Ti-TiBw/Ti层状复合材料的方法按以下步骤进行：

一、称取原料：称取Ti箔材、球形Ti粉和增强体材料；所述的Ti箔材与球形Ti粉 的质量比为1：（1～3），所述的Ti箔材与增强体材料的质量比为100：（3～8），所述的增强 体材料为能够与Ti原位反应生成颗粒、晶须的单质粉体或化合物粉体；所述的能够与Ti 原位反应生成颗粒、晶须的单质粉体或化合物粉体的粒径为3μm～8μm；所述的Ti箔材的 厚度为50μm～500μm；所述的球形Ti粉的粒径为80μm～200μm；

二、TiBw/Ti复合材料的制备：将步骤一称取的球形Ti粉和增强体材料以球料比为5： 1球磨5h～8h，然后在真空度为4×10^-2Pa～8×10^-2Pa的缺少单位条件下，先由室温升温至 温度为300～500℃，并在温度为300～500℃下保温30min～60min，然后以10℃/min～20℃/min 的速度由温度为300～500℃匀速升温至温度为1100～1300℃，同时压强以 0.6MPa/min～1.2MPa/min的速度由常压匀速升高至压强为15MPa～30MPa，并在温度为 1100～1300℃和压强为15MPa～30MPa的条件下保持1h～2h，再由温度为1100～1300℃降温 至温度为700～900℃，泄压，得到TiBw/Ti复合材料；其原位反应化学方程式为： Ti+TiB₂→TiBw；

三、TiBw/Ti复合材料箔材的制备：将步骤二得到的TiBw/Ti复合材料线切割至厚度为 200μm～500μm的箔材，然后用质量浓度为5%～10%的HF溶液浸蚀表面，得到厚度为 100μm～400μm的TiBw/Ti复合材料箔材；

四、层状Ti-TiBw/Ti复合材料的制备：将步骤三得到的TiBw/Ti复合材料箔材和步骤 一称取的Ti箔材在真空度为4×10^-2Pa～8×10^-2Pa的条件下，先由室温升温至温度为 300～500℃，并在温度为300～500℃下保温30min～60min，然后以10℃/min～20℃/min的速 度由温度为300～500℃匀速升温至温度为1000～1200℃，同时压强以 0.6MPa/min～1.2MPa/min的速度由常压匀速升高至压强为15MPa～30MPa，并在温度为 1000～1200℃和压强为15MPa～30MPa的条件下保持1h～2h，再由温度为1000～1200℃降温 至温度为400～500℃，泄压，得到层状Ti-TiBw/Ti复合材料；所述的步骤三得到的TiBw/Ti 复合材料箔材和步骤一称取的Ti箔材的厚度比为3：（1～5）。

本发明利用了Ti和TiBw/Ti复合材料板材在700～1000℃高温下良好的塑性变形能力 和原子扩散能力，令两者之间的结合良好，因而可获得较高的致密度（用阿基米德排水法 测定，致密度为99.3%）。通过调整Ti板、TiBw/Ti复合材料板材的厚度以及两者之间的 层厚比和增强体的体积分数，可以实现层状材料强塑性和强韧化的控制。相对于纯钛基体， 微叠层材料的塑性变形提到优化，呈现较高的加工硬化率。TiBw/Ti复合材料的存在可以 延迟Ti板层的早期颈缩，可以提高材料整体的均匀塑性变形能力，同时Ti层和TiBw/Ti 复合材料层在烧结过程热膨胀系数不同，会使TiBw/Ti复合材料层产生较大的残余压应 力，裂纹会在压应力的作用下产生偏转效应，这将消耗一定的断裂功，同时层间断裂将会 使裂纹路径大大延长，这都会使Ti-TiBw/Ti层状复合材料的断裂韧性获得较大提高。此 外，在Ti-TiBw/Ti拉伸断裂过程中还出现了二次裂纹和隧道裂纹现象，这也极大的提高 了材料的断裂韧性。

附图说明

图1为试验一的电镜扫描照片；其中图a）中1为Ti-TiBw复合材料层，图a）中2 为Ti层；图b）为图a）中c处的局部放大图，其标尺为100μm；其中d为TiBw，e为 Ti；

图2为试验二的电镜扫描照片；其中a为层间断裂，b为裂纹偏转，c为隧道裂纹；

图3为试验四的应力应变曲线图；其中1为和5vol.%的TiBw/Ti复合材料，2为实施 例2得到的层状Ti-TiBw/Ti复合材料，3为纯Ti。

具体实施方式

本发明的技术方案不局限于以下具体实施方式，还包括各具体实施方式间的任意组 合。

具体实施方式一：本实施方式的扩散焊接制备Ti-TiBw/Ti层状复合材料的方法按以 下步骤进行：

一、称取原料：称取Ti箔材、球形Ti粉和增强体材料；所述的Ti箔材与球形Ti粉 的质量比为1：（1～3），所述的Ti箔材与增强体材料的质量比为100：（3～8），所述的增强 体材料为能够与Ti原位反应生成颗粒、晶须的单质粉体或化合物粉体；所述的能够与Ti 原位反应生成颗粒、晶须的单质粉体或化合物粉体的粒径为3μm～8μm；所述的Ti箔材的 厚度为50μm～500μm；所述的球形Ti粉的粒径为80μm～200μm；

二、TiBw/Ti复合材料的制备：将步骤一称取的球形Ti粉和增强体材料以球料比为5： 1球磨5h～8h，然后在真空度为4×10^-2Pa～8×10^-2Pa的缺少单位条件下，先由室温升温至 温度为300～500℃，并在温度为300～500℃下保温30min～60min，然后以10℃/min～20℃/min 的速度由温度为300～500℃匀速升温至温度为1100～1300℃，同时压强以 0.6MPa/min～1.2MPa/min的速度由常压匀速升高至压强为15MPa～30MPa，并在温度为 1100～1300℃和压强为15MPa～30MPa的条件下保持1h～2h，再由温度为1100～1300℃降温 至温度为700～900℃，泄压，得到TiBw/Ti复合材料；其原位反应化学方程式为： Ti+TiB₂→TiBw；

三、TiBw/Ti复合材料箔材的制备：将步骤二得到的TiBw/Ti复合材料线切割至厚度为 200μm～500μm的箔材，然后用质量浓度为5%～10%的HF溶液浸蚀表面，得到厚度为 100μm～400μm的TiBw/Ti复合材料箔材；

四、层状Ti-TiBw/Ti复合材料的制备：将步骤三得到的TiBw/Ti复合材料箔材和步骤 一称取的Ti箔材在真空度为4×10^-2Pa～8×10^-2Pa的条件下，先由室温升温至温度为 300～500℃，并在温度为300～500℃下保温30min～60min，然后以10℃/min～20℃/min的速 度由温度为300～500℃匀速升温至温度为1000～1200℃，同时压强以 0.6MPa/min～1.2MPa/min的速度由常压匀速升高至压强为15MPa～30MPa，并在温度为 1000～1200℃和压强为15MPa～30MPa的条件下保持1h～2h，再由温度为1000～1200℃降温 至温度为400～500℃，泄压，得到层状Ti-TiBw/Ti复合材料；所述的步骤三得到的TiBw/Ti 复合材料箔材和步骤一称取的Ti箔材的厚度比为3：（1～5）。

本实施方式利用了Ti和TiBw/Ti复合材料板材在700～1000℃高温下良好的塑性变形 能力和原子扩散能力，令两者之间的结合良好，因而可获得较高的致密度（用阿基米德排 水法测定，致密度为99.3%）。通过调整Ti板、TiBw/Ti复合材料板材的厚度以及两者之 间的层厚比和增强体的体积分数，可以实现层状材料强塑性和强韧化的控制。相对于纯钛 基体，微叠层材料的塑性变形提到优化，呈现较高的加工硬化率。TiBw/Ti复合材料的存 在可以延迟Ti板层的早期颈缩，可以提高材料整体的均匀塑性变形能力，同时Ti层和 TiBw/Ti复合材料层在烧结过程热膨胀系数不同，会使TiBw/Ti复合材料层产生较大的残 余压应力，裂纹会在压应力的作用下产生偏转效应，这将消耗一定的断裂功，同时层间断 裂将会使裂纹路径大大延长，这都会使Ti-TiBw/Ti层状复合材料的断裂韧性获得较大提 高。此外，在Ti-TiBw/Ti拉伸断裂过程中还出现了二次裂纹和隧道裂纹现象，这也极大 的提高了材料的断裂韧性。

具体实施方式二：本实施方式与具体实施方式一不同的是：步骤一中所述的能够与 Ti原位反应生成颗粒、晶须的单质粉体或化合物粉体为TiB₂粉末、C粉、B₄C粉或BN 粉。其它步骤及参数与具体实施方式一相同。

本实施方式中的TiB₂粉末、C粉、B₄C粉和BN粉是能够与Ti原位反应生成颗粒、 晶须的单质粉体或化合物粉体。

具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式一或二不同的是：步骤一中所述的Ti 箔材与球形Ti粉的质量比为1：2。其它步骤及参数与具体实施方式一或二相同。

具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式一至三之一不同的是：步骤一中所述的 Ti箔材与增强体材料的质量比为100：4。其它步骤及参数与具体实施方式一至三之一相 同。

具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式一至四之一不同的是：骤二中先由室温 升温至温度为400℃，并在温度为400℃下保温50min～60min。其它步骤及参数与具体实 施方式一至四之一相同。

具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式五不同的是：步骤二中以15℃/min的 速度由温度为400℃匀速升温至温度为1200℃，同时压强以0.9MPa/min～1.2MPa/min的速 度由常压匀速升高至压强为25MPa，并在温度为1200℃和压强为25MPa的条件下保持 1.5h～2h，再由温度为1200℃降温至温度为800℃。其它步骤及参数与具体实施方式五相 同。

具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式一至六之一不同的是：步骤二中同时压 强以0.9MPa/min的速度由常压匀速升高至压强为25MPa。其它步骤及参数与具体实施方 式一至六之一相同。

具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式一至七之一不同的是：步骤三中将步骤 二得到的TiBw/Ti复合材料线切割至厚度为400μm的箔材。其它步骤及参数与具体实施 方式一至七之一相同。

具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式八不同的是：步骤四中将步骤三得到的 TiBw/Ti复合材料箔材和步骤一称取的Ti箔材先由室温升温至温度为400℃，并在温度为 400℃下保温50min～60min。其它步骤及参数与具体实施方式八相同。

具体实施方式十：本实施方式与具体实施方式一至九之一不同的是：步骤四中然后以 15℃/min的速度由温度为400℃匀速升温至温度为1100℃，同时压强以 0.9MPa/min～1.2MPa/min的速度由常压匀速升高至压强为25MPa，并在温度为1100℃和 压强为25MPa的条件下保持1.5h～2h，再由温度为1100℃降温至温度为450℃。其它步骤 及参数与具体实施方式一至九之一相同。

具体实施方式十一：本实施方式与具体实施方式一至十之一不同的是：步骤四中同时 压强以0.9MPa/min的速度由常压匀速升高至压强为25MPa，其它步骤及参数与具体实施 方式一至十之一相同。

具体实施方式十二：本实施方式与具体实施方式一至十一之一不同的是：步骤四中所 述的步骤三得到的TiBw/Ti复合材料箔材和步骤一称取的Ti箔材的厚度比为3：（4～5）。 其它步骤及参数与具体实施方式一至十一之一相同。

用以下试验验证本发明的有益效果：

实施例1、扩散焊接制备Ti-TiBw/Ti层状复合材料的方法按以下步骤进行：

一、称取原料：称取200g的Ti箔材、200g的球形Ti粉和8g的TiB₂粉末；所述的 TiB₂粉末平均为5μm；所述的Ti箔材的厚度为500μm；所述的球形Ti粉的粒径平均为 100μm；

二、TiBw/Ti复合材料的制备：将步骤一称取的200g球形Ti粉和8g增强体材料以球 料比为5：1球磨8h，然后在真空度为4×10^-2Pa的条件下，先由室温升温至温度为400℃， 并在温度为400℃下保温45min，然后以15℃/min的速度由温度为400℃匀速升温至温度 为1200℃，同时压强以0.9MPamin的速度由常压匀速升高至压强为25MPa，并在温度为 1200℃和压强为25MPa的条件下保持1.5h，再由温度为1200℃降温至温度为800℃，泄 压，得到TiBw/Ti复合材料；其原位反应化学方程式为：Ti+TiB₂→TiBw；

三、TiBw/Ti复合材料箔材的制备：将步骤二得到的TiBw/Ti复合材料线切割至厚度为 350μm的箔材，然后用质量浓度为5%的HF溶液浸蚀表面，得到厚度为300μm的TiBw/Ti 复合材料箔材；

四、层状Ti-TiBw/Ti复合材料的制备：将步骤三得到的TiBw/Ti复合材料箔材和步骤 一称取的Ti箔材在真空度为4×10^-2Pa的条件下，先由室温升温至温度为400℃，并在温 度为400℃下保温45min，然后以15℃/min的速度由温度为400℃匀速升温至温度为 1100℃，同时压强以0.9MPa/min的速度由常压匀速升高至压强为25MPa，并在温度为 1100℃和压强为25MPa的条件下保持1.5h，再由温度为1100℃降温至温度为450℃，泄 压，得到层状Ti-TiBw/Ti复合材料。

试验一、采用美国FEI公司生产的型号为（Pleasanton,CA）S-3000N的扫描电子显 微镜对实施例1得到的层状Ti-TiBw/Ti复合材料进行电镜扫描，得到如图1所示的电镜 扫描照片，其中图a）中1为Ti-TiBw复合材料层，图a）中2为Ti层；图b）为图a） 中c处的局部放大图，其标尺为100μm；其中d为TiBw，e为Ti；由图1中a）图可以看 出纯钛层和TiBw/Ti复合材料层。由图b）可以看出，图b）中标记了TiBw和Ti，其中 箭头代表的是增强体TiBw，它是呈网状结构分布于Ti基体中的，而网状内部则为Ti基 体。

试验二、采用型号为Instron-5509的万能电子拉力试验机将实施例1得到的层状 Ti-TiBw/Ti复合材料拉断，然后采用型号为(Pleasanton,CA)S-3000N的扫描电子显微镜对 断口进行扫描，得到实施例1制备的Ti-TiBw/Ti层状复合材料的力学性能指标和电镜扫 描照片；力学性能指标为：可获得651MPa的抗拉强度和14.7%的延伸率，抗拉强度远远 高于纯钛(482MPa)，延伸率相比纯钛(17.5%)降低较少；电镜扫描照片如图2所示；其中 a为层间断裂，b为裂纹偏转，c为隧道裂纹；由图2可以看出有分层现象和隧道裂纹。

试验三、将实施例1制备的Ti-TiBw/Ti层状复合材料进行线切割为5mm×5mm×5mm 的试样，后磨光，抛光，采用阿基米德排水法进行致密度检测，得出实施例1制备的 Ti-TiBw/Ti层状复合材料的致密度高达99.3%。

实施例2、扩散焊接制备Ti-TiBw/Ti层状复合材料的方法按以下步骤进行：

一、称取原料：称取200g的Ti箔材、200g的球形Ti粉和8g的TiB₂粉末；所述的 TiB₂粉末平均为5μm；所述的Ti箔材的厚度为500μm；所述的球形Ti粉的粒径平均为 100μm；

二、TiBw/Ti复合材料的制备：将步骤一称取的200g球形Ti粉和8g增强体材料以球 料比为5：1球磨8h，然后在真空度为4×10^-2Pa的条件下，先由室温升温至温度为400℃， 并在温度为400℃下保温45min，然后以15℃/min的速度由温度为400℃匀速升温至温度 为1200℃，同时压强以0.9MPa/min的速度由常压匀速升高至压强为25MPa，并在温度为 1200℃和压强为25MPa的条件下保持1.5h，再由温度为1200℃降温至温度为800℃，泄 压，得到TiBw/Ti复合材料；其原位反应化学方程式为：Ti+TiB₂→TiBw；

三、TiBw/Ti复合材料箔材的制备：将步骤二得到的TiBw/Ti复合材料线切割至厚度为 550μm的箔材，然后用质量浓度为5%的HF溶液浸蚀表面，得到厚度为500μm的TiBw/Ti 复合材料箔材；

四、层状Ti-TiBw/Ti复合材料的制备：将步骤三得到的TiBw/Ti复合材料箔材和步骤 一称取的Ti箔材在真空度为4×10^-2Pa的条件下，先由室温升温至温度为400℃，并在温 度为400℃下保温45min，然后以15℃/min的速度由温度为400℃匀速升温至温度为 1100℃，同时压强以0.9MPa/min的速度由常压匀速升高至压强为25MPa，并在温度为 1100℃和压强为25MPa的条件下保持1.5h，再由温度为1100℃降温至温度为450℃，泄 压，得到层状Ti-TiBw/Ti复合材料。

试验四、采用型号为Instron-5509的万能电子拉力试验机将实施例2得到的层状 Ti-TiBw/Ti复合材料（Ti层和TiBw/Ti复合材料厚度均为500μm）拉断，同时将厚度为 1mm的纯T和5vol.%的TiBw/Ti复合材料进行拉断作为对照得到实施例2制备的 Ti-TiBw/Ti层状复合材料的应力应变曲线图如图3所示；其中1为和5vol.%的TiBw/Ti 复合材料，2为实施例2得到的层状Ti-TiBw/Ti复合材料，3为纯Ti，由图3可以看出制 备的层状Ti-TiBw/Ti复合材料具有较高的延伸率，远远高于5vol.%的TiBw/Ti复合材料 (7.2%)，并能保持较高的加工硬化率。这是纯钛材料所不能比的。